·194· 工程科学学报，第40卷，第2期 a-Mg B-Mg2Al2 B-MgAl L-Ve 50μm 50m Mg B-MgAl B-Mg2Al o-Mg 50 um 50μm 图2可溶性镁合金金相组织.(a)A-1:(b)A1-2:(c)A-3:(d)A-4 Fig.2 Microstructure of soluble magnesium alloy:(a)Al-1;(b)Al-2;(c)Al-3;(d)Al-4 (a) (b) 5000 ·Mg,Al2 Mg 4000 3000 2000 1000 0102030405060708090100110 6810121416 20) 能量keV 图3A-1可溶性镁合金的物相分析.(a)X射线衍射图：(b)能谱分析 Fig.3 Phase analysis of Al-1 soluble magnesium alloy:(a)XRD patterns;(b)EDS 有Mg、Al两种元素，根据Mg/Al的原子比和X射线 金的金相显微组织发生了明显变化，呈粗大网状的 衍射物相组成分析，可以确定合金由α相(Mg)和B B相逐渐增多并大量聚集于α相晶界处，可溶性镁 相(Mg,A山2)组成.B相大多数以不连续网状分布 合金的α晶粒变得粗大. 于α相晶品界处，少量弥散、细小的块状B相分布于α 2.3溶解性能的影响因素 相晶内.在凝固过程中首先析出α相，B相在α相 图4为可溶性镁合金试样在质量分数为3%的 晶界处长大，从而形成离异共晶组织，离异生长会导 KCI溶液中剩余质量随时间的变化规律，可溶性镁 致B相聚集粗化，从而容易连成网状.当A!含量较 合金的平均溶解速率列于表2，可以看出，随着铝含 低时，A!主要固溶于镁基体中，随着A!含量的增 量的增加，可溶性镁合金的溶解速率加快.可溶性 加，a-Mg的固溶度增加，当α-Mg的固溶度达到极 镁合金中组织存在a-Mg和B相(Mg2A2),与基体 限时，随着铝含量的进一步提高，B相会在α相晶界 α相相比，B相电极电位较正，在一定条件下，B相 处不断析出，因此随着A!含量的增加，可溶性镁合 作为电偶对的阴极相，促进α相的腐蚀[5-].可溶工程科学学报,第 40 卷,第 2 期 图 2 可溶性镁合金金相组织 郾 (a) Al鄄鄄1; (b)Al鄄鄄2; (c) Al鄄鄄3; (d) Al鄄鄄4 Fig. 2 Microstructure of soluble magnesium alloy: (a) Al鄄鄄1; (b)Al鄄鄄2; (c) Al鄄鄄3; (d) Al鄄鄄4 图 3 Al鄄鄄1 可溶性镁合金的物相分析 郾 (a) X 射线衍射图; (b) 能谱分析 Fig. 3 Phase analysis of Al鄄鄄1 soluble magnesium alloy: (a) XRD patterns; (b) EDS 有 Mg、Al 两种元素,根据 Mg / Al 的原子比和 X 射线 衍射物相组成分析,可以确定合金由 琢 相(Mg)和 茁 相(Mg17Al 12 )组成. 茁 相大多数以不连续网状分布 于 琢 相晶界处,少量弥散、细小的块状 茁 相分布于 琢 相晶内. 在凝固过程中首先析出 琢 相,茁 相在 琢 相 晶界处长大,从而形成离异共晶组织,离异生长会导 致 茁 相聚集粗化,从而容易连成网状. 当 Al 含量较 低时,Al 主要固溶于镁基体中,随着 Al 含量的增 加,琢鄄Mg 的固溶度增加,当 琢鄄Mg 的固溶度达到极 限时,随着铝含量的进一步提高,茁 相会在 琢 相晶界 处不断析出,因此随着 Al 含量的增加,可溶性镁合 金的金相显微组织发生了明显变化,呈粗大网状的 茁 相逐渐增多并大量聚集于 琢 相晶界处,可溶性镁 合金的 琢 晶粒变得粗大. 2郾 3 溶解性能的影响因素 图 4 为可溶性镁合金试样在质量分数为 3% 的 KCl 溶液中剩余质量随时间的变化规律,可溶性镁 合金的平均溶解速率列于表 2,可以看出,随着铝含 量的增加,可溶性镁合金的溶解速率加快. 可溶性 镁合金中组织存在 琢鄄Mg 和 茁 相(Mg17Al 12 ),与基体 琢 相相比,茁 相电极电位较正,在一定条件下,茁 相 作为电偶对的阴极相,促进 琢 相的腐蚀[15鄄鄄18] . 可溶 ·194·